JP3271578B2 - 鋼の連続鋳造用モールドパウダおよび連続鋳造方法 - Google Patents
鋼の連続鋳造用モールドパウダおよび連続鋳造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋼の連続鋳造用モ
ールドパウダ（以下、パウダと略記する）に関し、さら
に詳しくは、鋳片表面の気泡性欠陥の発生を防止し、表
面品質の良好な鋳片を得ることが可能なパウダおよびそ
れを用いた連続鋳造方法に関する。
ールドパウダ（以下、パウダと略記する）に関し、さら
に詳しくは、鋳片表面の気泡性欠陥の発生を防止し、表
面品質の良好な鋳片を得ることが可能なパウダおよびそ
れを用いた連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼の連続鋳造において、従来一般的に用
いられているパウダは、酸化カルシウム（以下、ＣａＯ
と記す）、二酸化珪素（以下、ＳｉＯ2 と記す）、フッ
化カルシウム（以下、ＣａＦ2 と記す）を主な化学組成
として含有し、その他に酸化ナトリウム（以下、Ｎａ2
Ｏと記す）等を含有している。
いられているパウダは、酸化カルシウム（以下、ＣａＯ
と記す）、二酸化珪素（以下、ＳｉＯ2 と記す）、フッ
化カルシウム（以下、ＣａＦ2 と記す）を主な化学組成
として含有し、その他に酸化ナトリウム（以下、Ｎａ2
Ｏと記す）等を含有している。
【０００３】その中でも、ＳｉＯ2 は２０〜４０重量％
（以下、単に％と略記する）程度に調整され、Ｔ．Ｃａ
ＯのＳｉＯ2 に対する％の比Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2 は
０．８〜１．３程度の範囲に調整されていた。ここで、
Ｔ．ＣａＯは、下記の（１）式で表されるものである。
（以下、単に％と略記する）程度に調整され、Ｔ．Ｃａ
ＯのＳｉＯ2 に対する％の比Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2 は
０．８〜１．３程度の範囲に調整されていた。ここで、
Ｔ．ＣａＯは、下記の（１）式で表されるものである。
【０００４】 Ｔ．ＣａＯ（重量％）＝ＣａＯ（重量％）＋ＣａＦ2（重量％） ×（５６／７８）・・・（１） ただし、ＣａＦ2（重量％）＝Ｆ（重量％）×（７８／
３８）である。
３８）である。
【０００５】これら２０〜４０％程度のＳｉＯ2 を含有
する従来のパウダを使用して、たとえばＭｎを０．５％
程度以上含有する鋼（以下、高マンガン鋼と記す）を連
続鋳造する場合、鋳片表面に気泡性欠陥が発生するとい
う問題があった。この鋳片の気泡性欠陥は次工程の圧延
で、製品の表面欠陥となる。
する従来のパウダを使用して、たとえばＭｎを０．５％
程度以上含有する鋼（以下、高マンガン鋼と記す）を連
続鋳造する場合、鋳片表面に気泡性欠陥が発生するとい
う問題があった。この鋳片の気泡性欠陥は次工程の圧延
で、製品の表面欠陥となる。
【０００６】この気泡性欠陥は、とくにパウダが溶融状
態となって鋳型内壁と凝固殻との間隙に流入する際に、
一部の未溶融のパウダが巻き込まれた場合に、発生しや
すくなる。
態となって鋳型内壁と凝固殻との間隙に流入する際に、
一部の未溶融のパウダが巻き込まれた場合に、発生しや
すくなる。
【０００７】またこの欠陥は、比較的小さな断面積の鋳
片、たとえば断面が円形の鋳片（以下、丸鋳片と記す）
を、溶鋼を電磁撹拌しながら鋳造する場合に発生しやす
い。
片、たとえば断面が円形の鋳片（以下、丸鋳片と記す）
を、溶鋼を電磁撹拌しながら鋳造する場合に発生しやす
い。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、鋳片表面で
の気泡性欠陥の発生を防止し表面品質の良好な鋳片を得
ることが可能で、とくに高マンガン鋼の連続鋳造にも、
また断面積の小さい丸鋳片を鋳造する場合にも、さらに
断面積の小さい鋳片を高速で鋳造する場合にも使用でき
るパウダおよびそれを用いた連続鋳造方法を提供するこ
とを目的とする。
の気泡性欠陥の発生を防止し表面品質の良好な鋳片を得
ることが可能で、とくに高マンガン鋼の連続鋳造にも、
また断面積の小さい丸鋳片を鋳造する場合にも、さらに
断面積の小さい鋳片を高速で鋳造する場合にも使用でき
るパウダおよびそれを用いた連続鋳造方法を提供するこ
とを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
（１）に示す連続鋳造用パウダおよび（２）に示す連続
鋳造方法にある。
（１）に示す連続鋳造用パウダおよび（２）に示す連続
鋳造方法にある。
【００１０】（１）ＣａＯ、Ａｌ２ Ｏ３ およびフッ
素化合物を基本成分とする鋼の連続鋳造用モールドパウ
ダであって、下記（１）式で表されるＴ．ＣａＯとＡｌ
２ Ｏ３ の％の比「Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ２ Ｏ３ 」
が、０．５〜２．５で、ＳｉＯ２を１５％以下、フッ素
化合物としてのＦを５〜３０％、Ｎａ２ Ｏを０〜１０
％、ＭｇＯを０〜１０％含有し、溶融パウダの１３００
℃における粘度が２．５〜１０ｐｏｉｓｅである鋼の連
続鋳造用モールドパウダ。 Ｔ．ＣａＯ（％）＝ＣａＯ（％）＋ＣａＦ２（％） ×（５６／７８）・・・（１） ただし、ＣａＦ２（％）＝Ｆ（％）×（７８／３８）で
ある。
素化合物を基本成分とする鋼の連続鋳造用モールドパウ
ダであって、下記（１）式で表されるＴ．ＣａＯとＡｌ
２ Ｏ３ の％の比「Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ２ Ｏ３ 」
が、０．５〜２．５で、ＳｉＯ２を１５％以下、フッ素
化合物としてのＦを５〜３０％、Ｎａ２ Ｏを０〜１０
％、ＭｇＯを０〜１０％含有し、溶融パウダの１３００
℃における粘度が２．５〜１０ｐｏｉｓｅである鋼の連
続鋳造用モールドパウダ。 Ｔ．ＣａＯ（％）＝ＣａＯ（％）＋ＣａＦ２（％） ×（５６／７８）・・・（１） ただし、ＣａＦ２（％）＝Ｆ（％）×（７８／３８）で
ある。
【００１１】
【００１２】（２）上記（１）に記載のモールドパウダ
を用いるＭｎ含有率が０．５％以上である鋼の連続鋳造
方法。
を用いるＭｎ含有率が０．５％以上である鋼の連続鋳造
方法。
【００１３】２０〜４０％程度のＳｉＯ2 を含有する従
来のパウダを使用して、高マンガン鋼を連続鋳造する場
合、前述のとおり気泡性欠陥が発生するという問題点が
あった。本発明者等は、その欠陥発生の原因を調査した
結果、次の知見を得た。
来のパウダを使用して、高マンガン鋼を連続鋳造する場
合、前述のとおり気泡性欠陥が発生するという問題点が
あった。本発明者等は、その欠陥発生の原因を調査した
結果、次の知見を得た。
【００１４】まず、連続鋳造の操業面から、この欠陥の
発生状況を見ると、とくにパウダが溶融状態となって鋳
型内壁と凝固殻との間隙に流入する際に、その一部の未
溶融のパウダが巻き込まれた場合にこの欠陥が発生しや
すいことがわかった。
発生状況を見ると、とくにパウダが溶融状態となって鋳
型内壁と凝固殻との間隙に流入する際に、その一部の未
溶融のパウダが巻き込まれた場合にこの欠陥が発生しや
すいことがわかった。
【００１５】また、鋳造条件によってとくに発生しやす
くなることがある。たとえば、丸鋳片を、溶鋼を電磁撹
拌しながら鋳造する場合、この気泡性欠陥が発生しやす
い。
くなることがある。たとえば、丸鋳片を、溶鋼を電磁撹
拌しながら鋳造する場合、この気泡性欠陥が発生しやす
い。
【００１６】これは、電磁撹拌によって溶鋼が鋳型内を
回転することにより溶鋼湯面がすり鉢状になるため、溶
鋼湯面上に添加されたパウダおよび溶融パウダが湯面中
央に集まるからである。その結果鋳型内壁付近は、とく
に溶融パウダ厚みが薄くなる傾向があるので、鋳型内壁
と凝固殻との間隙へ溶融パウダとともに未溶融のパウダ
が巻き込まれやすくなる。
回転することにより溶鋼湯面がすり鉢状になるため、溶
鋼湯面上に添加されたパウダおよび溶融パウダが湯面中
央に集まるからである。その結果鋳型内壁付近は、とく
に溶融パウダ厚みが薄くなる傾向があるので、鋳型内壁
と凝固殻との間隙へ溶融パウダとともに未溶融のパウダ
が巻き込まれやすくなる。
【００１７】この欠陥の発生に関し、本発明者等は、と
くにパウダ中のＳｉＯ2 含有率の減少とともに、溶融パ
ウダが鋳型内壁と凝固殻の間隙で固化したパウダフィル
ム中のＭｎＯ含有率も減少すること、また、パウダフィ
ルム中のＭｎＯ含有率が高いと、この気泡性欠陥が多い
ことを見いだした。
くにパウダ中のＳｉＯ2 含有率の減少とともに、溶融パ
ウダが鋳型内壁と凝固殻の間隙で固化したパウダフィル
ム中のＭｎＯ含有率も減少すること、また、パウダフィ
ルム中のＭｎＯ含有率が高いと、この気泡性欠陥が多い
ことを見いだした。
【００１８】以上のことから、鋳型内の溶鋼のメニスカ
ス近傍において発生した一酸化炭素ガス（以下、ＣＯガ
スと記す）が、凝固殻に捕捉されて鋳片表面の気泡性欠
陥となっていることがわかった。
ス近傍において発生した一酸化炭素ガス（以下、ＣＯガ
スと記す）が、凝固殻に捕捉されて鋳片表面の気泡性欠
陥となっていることがわかった。
【００１９】すなわち、ＣＯガスによる気泡性欠陥は、
以下に示す一連の反応によって起こっている。溶鋼中Ｍ
ｎ（以下、［Ｍｎ］と記す）が、鋳型内壁と凝固殻との
間隙へ巻き込まれた未溶融のパウダ中、または溶融パウ
ダ中のＳｉＯ2 と下記（２）式で表される酸化還元反応
を起こし、酸化マンガン（以下、ＭｎＯと記す）とな
る。これらパウダ中のＳｉＯ2 は還元され、Ｓｉは溶鋼
中へと移行（以下、溶鋼中のＳｉを［Ｓｉ］と記す）す
る。 ２［Ｍｎ］＋（ＳｉＯ2 ）＝２（ＭｎＯ）＋［Ｓｉ］ ・・・（２） 次に、生成したＭｎ０が、パウダ中および溶鋼中の炭素
と、下記（３）式で表す酸化還元反応を起こす。 （ＭｎＯ）＋Ｃ＝［Ｍｎ］＋ＣＯ ・・・（３）
この（３）式により発生したＣＯガスが気泡を形成す
る。そして、この気泡が凝固殻に捕捉され、鋳片に気泡
性欠陥が発生するのである。
以下に示す一連の反応によって起こっている。溶鋼中Ｍ
ｎ（以下、［Ｍｎ］と記す）が、鋳型内壁と凝固殻との
間隙へ巻き込まれた未溶融のパウダ中、または溶融パウ
ダ中のＳｉＯ2 と下記（２）式で表される酸化還元反応
を起こし、酸化マンガン（以下、ＭｎＯと記す）とな
る。これらパウダ中のＳｉＯ2 は還元され、Ｓｉは溶鋼
中へと移行（以下、溶鋼中のＳｉを［Ｓｉ］と記す）す
る。 ２［Ｍｎ］＋（ＳｉＯ2 ）＝２（ＭｎＯ）＋［Ｓｉ］ ・・・（２） 次に、生成したＭｎ０が、パウダ中および溶鋼中の炭素
と、下記（３）式で表す酸化還元反応を起こす。 （ＭｎＯ）＋Ｃ＝［Ｍｎ］＋ＣＯ ・・・（３）
この（３）式により発生したＣＯガスが気泡を形成す
る。そして、この気泡が凝固殻に捕捉され、鋳片に気泡
性欠陥が発生するのである。
【００２０】したがって、気泡性欠陥の低減のためには
ＣＯガスの気泡の発生を抑制する手段を講じれば良いこ
とがわかった。そのためには、たとえばパウダ中のＳｉ
Ｏ2含有率を減少させることで上記反応を抑制し、気泡
性欠陥を抑制することを考えたのである。
ＣＯガスの気泡の発生を抑制する手段を講じれば良いこ
とがわかった。そのためには、たとえばパウダ中のＳｉ
Ｏ2含有率を減少させることで上記反応を抑制し、気泡
性欠陥を抑制することを考えたのである。
【００２１】ところで、従来のパウダにおいて、主成分
としてのＳｉＯ2 含有率の低い、あるいはＳｉＯ2 を含
まないパウダが提案されている。すなわち、特開昭５７
−１８４５６３号公報には、アルミキルド鋼を鋳造する
際において、溶鋼中Ａｌの酸化を抑制し、また溶鋼中Ａ
ｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を吸収して浸漬ノズル詰まりを
防止することを目的に、Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＯ系を主体と
し、ＳｉＯ2 含有率を７．０％以下に低下させたパウダ
が提案されている。
としてのＳｉＯ2 含有率の低い、あるいはＳｉＯ2 を含
まないパウダが提案されている。すなわち、特開昭５７
−１８４５６３号公報には、アルミキルド鋼を鋳造する
際において、溶鋼中Ａｌの酸化を抑制し、また溶鋼中Ａ
ｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を吸収して浸漬ノズル詰まりを
防止することを目的に、Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＯ系を主体と
し、ＳｉＯ2 含有率を７．０％以下に低下させたパウダ
が提案されている。
【００２２】また、特開昭６０−１３３９５６号公報に
は、浸漬ノズル詰まりを防止することを目的に、Ａｌ2
Ｏ3 、ＣａＯ、ＭｇＯを主成分とすることで、ＳｉＯ2
を含有しないパウダが提案されている。
は、浸漬ノズル詰まりを防止することを目的に、Ａｌ2
Ｏ3 、ＣａＯ、ＭｇＯを主成分とすることで、ＳｉＯ2
を含有しないパウダが提案されている。
【００２３】ただし、これら特開昭５７−１８４５６３
号公報、あるいは特開昭６０−１３３９５６号公報にお
いて提案されたＳｉＯ2 を低下させた、あるいは含有し
ないパウダは、溶融温度が１２００℃以上と比較的高
い。
号公報、あるいは特開昭６０−１３３９５６号公報にお
いて提案されたＳｉＯ2 を低下させた、あるいは含有し
ないパウダは、溶融温度が１２００℃以上と比較的高
い。
【００２４】そのため、丸鋳片を連続鋳造する場合と
か、あるいは鋳片断面積が小さいことから生産性向上の
ために、鋳造をたとえば２．０ｍ／分以上の高速で実施
する場合には、これらのパウダは、溶融するのが遅すぎ
て使用できない。鋳片断面積が小さい場合とか、高速鋳
造の場合は、単位時間当たりに鋳型内を通過する溶鋼の
量が相対的に少ないことにより、パウダへの溶鋼からの
熱供給が少なくなり、パウダの溶融が遅くなるためであ
る。
か、あるいは鋳片断面積が小さいことから生産性向上の
ために、鋳造をたとえば２．０ｍ／分以上の高速で実施
する場合には、これらのパウダは、溶融するのが遅すぎ
て使用できない。鋳片断面積が小さい場合とか、高速鋳
造の場合は、単位時間当たりに鋳型内を通過する溶鋼の
量が相対的に少ないことにより、パウダへの溶鋼からの
熱供給が少なくなり、パウダの溶融が遅くなるためであ
る。
【００２５】本発明のパウダは、従来のパウダ中では主
成分として使用されていたＳｉＯ２の含有率を大幅に低
減し、ＣａＯ−Ａｌ２ Ｏ3 −フッ素化合物系を基本成
分とすることを特徴とする。なお、フッ素化合物として
は、おもにＣａＦ2 を用いる。
成分として使用されていたＳｉＯ２の含有率を大幅に低
減し、ＣａＯ−Ａｌ２ Ｏ3 −フッ素化合物系を基本成
分とすることを特徴とする。なお、フッ素化合物として
は、おもにＣａＦ2 を用いる。
【００２６】ところで、ＣａＯ−ＳｉＯ2 −ＣａＦ2 系
を主成分とした従来のパウダにおいて、ＳｉＯ2 含有率
を低減するとパウダの溶融温度が上昇するため、ＳｉＯ
2 の含有率を従来範囲の２０〜４０％よりも低減するこ
とはなかなか困難であった。本発明では主成分としてＡ
ｌ2 Ｏ3 を配合することと、ＣａＦ2 含有率を増加させ
ることにより、溶融温度上昇を抑制しつつ、ＳｉＯ2を
低減することを可能にした。
を主成分とした従来のパウダにおいて、ＳｉＯ2 含有率
を低減するとパウダの溶融温度が上昇するため、ＳｉＯ
2 の含有率を従来範囲の２０〜４０％よりも低減するこ
とはなかなか困難であった。本発明では主成分としてＡ
ｌ2 Ｏ3 を配合することと、ＣａＦ2 含有率を増加させ
ることにより、溶融温度上昇を抑制しつつ、ＳｉＯ2を
低減することを可能にした。
【００２７】
【発明の実施の形態】本発明のパウダを構成する基本的
な化合物は、ＣａＯ、Ａｌ2 Ｏ3 およびフッ素化合物
としてのＣａＦ2 である。以下に、本発明のパウダの化
学組成についての基本思想を述べる。
な化合物は、ＣａＯ、Ａｌ2 Ｏ3 およびフッ素化合物
としてのＣａＦ2 である。以下に、本発明のパウダの化
学組成についての基本思想を述べる。
【００２８】ＣａＯは２０〜５０％程度 、Ａｌ2 Ｏ3
は２０〜５０％程度含有させるが、これら配合率は目安
を示すもので、本発明でとくに重要なのは、Ｔ．ＣａＯ
／Ａｌ2 Ｏ3 の比をＯ．５〜２．５とすることである。
Ａｌ2 Ｏ3 を配合することで溶融温度上昇を抑制しつ
つ、ＳｉＯ2 を低減することが可能になるが、この比が
０．５未満、あるいは２．５を超える場合には、いずれ
もパウダの溶融温度が１３００℃を超えて高くなり、パ
ウダの溶融が遅くなって、連続鋳造の操業に支障を来
す。したがって、この比を０．５〜２．５とした。
は２０〜５０％程度含有させるが、これら配合率は目安
を示すもので、本発明でとくに重要なのは、Ｔ．ＣａＯ
／Ａｌ2 Ｏ3 の比をＯ．５〜２．５とすることである。
Ａｌ2 Ｏ3 を配合することで溶融温度上昇を抑制しつ
つ、ＳｉＯ2 を低減することが可能になるが、この比が
０．５未満、あるいは２．５を超える場合には、いずれ
もパウダの溶融温度が１３００℃を超えて高くなり、パ
ウダの溶融が遅くなって、連続鋳造の操業に支障を来
す。したがって、この比を０．５〜２．５とした。
【００２９】ＳｉＯ2 は、１５％以下とする必要があ
る。本発明のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＦ2 系を基本成
分とするパウダ中のＳｉＯ2 含有率を変化させて、鋳造
中の溶融パウダ中のＭｎＯ含有率の上昇量を調査した結
果を図１に示す。ここで、溶融パウダ中のＭｎＯ％は、
鋳造中の鋳型直下に排出されるパウダフィルムを回収し
て、化学分析によりその含有率を測定し、使用前のパウ
ダ中のＭｎＯ％からの増加分を算出して指標とした。
る。本発明のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＦ2 系を基本成
分とするパウダ中のＳｉＯ2 含有率を変化させて、鋳造
中の溶融パウダ中のＭｎＯ含有率の上昇量を調査した結
果を図１に示す。ここで、溶融パウダ中のＭｎＯ％は、
鋳造中の鋳型直下に排出されるパウダフィルムを回収し
て、化学分析によりその含有率を測定し、使用前のパウ
ダ中のＭｎＯ％からの増加分を算出して指標とした。
【００３０】図１から分かるように、パウダ中のＳｉＯ
2 ％の減少とともに溶融パウダ中のＭｎＯ％上昇量は減
少し、その傾向はＳｉＯ2 ％が１５％以下の範囲で特に
顕著になった。気泡性欠陥の発生を防止するには、パウ
ダ中のＭｎＯ量をできるだけ少なくしなければならな
い。したがって、パウダ中のＳｉＯ2 含有量は１５％以
下とする必要がある。望ましいのは、５％以下である。
ＳｉＯ2 は、積極的に添加されていなくてもよいが、他
の原料の不純物として不可避的に含まれるのは構わな
い。
2 ％の減少とともに溶融パウダ中のＭｎＯ％上昇量は減
少し、その傾向はＳｉＯ2 ％が１５％以下の範囲で特に
顕著になった。気泡性欠陥の発生を防止するには、パウ
ダ中のＭｎＯ量をできるだけ少なくしなければならな
い。したがって、パウダ中のＳｉＯ2 含有量は１５％以
下とする必要がある。望ましいのは、５％以下である。
ＳｉＯ2 は、積極的に添加されていなくてもよいが、他
の原料の不純物として不可避的に含まれるのは構わな
い。
【００３１】次に、ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＳｉＯ2 系の
純粋な三元系組成では、もっとも低い溶融温度でも１３
３０℃程度であり、パウダとして使用するには溶融温度
が高すぎる。パウダとして使用するためには、１０００
〜１３００℃程度の範囲まで溶融温度を低下させる必要
がある。
純粋な三元系組成では、もっとも低い溶融温度でも１３
３０℃程度であり、パウダとして使用するには溶融温度
が高すぎる。パウダとして使用するためには、１０００
〜１３００℃程度の範囲まで溶融温度を低下させる必要
がある。
【００３２】また、断面積の小さい形状の鋳片を鋳造す
る場合、あるいは生産性向上等のために鋳造速度が、た
とえば２．０ｍ／分以上の高速鋳造を実施する場合に
は、パウダの溶融温度は、１０５０〜１２５０℃に調整
する必要がある。すなわち、高速鋳造の観点からパウダ
の溶融温度の上限は１２５０℃が望ましく、一方溶融温
度が低すぎても溶融パウダ厚みが薄すぎて、未溶融パウ
ダを巻き込みやすくなることから、パウダの溶融温度の
下限は１０５０℃とすることが望ましい。
る場合、あるいは生産性向上等のために鋳造速度が、た
とえば２．０ｍ／分以上の高速鋳造を実施する場合に
は、パウダの溶融温度は、１０５０〜１２５０℃に調整
する必要がある。すなわち、高速鋳造の観点からパウダ
の溶融温度の上限は１２５０℃が望ましく、一方溶融温
度が低すぎても溶融パウダ厚みが薄すぎて、未溶融パウ
ダを巻き込みやすくなることから、パウダの溶融温度の
下限は１０５０℃とすることが望ましい。
【００３３】ところで、このＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −Ｓｉ
Ｏ2 三元系組成で、フッ素化合物としてのＦ添加は、パ
ウダの溶融温度の低下効果がある。Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2
Ｏ3の比を０．５〜２．５、ＳｉＯ2 を１５％以下含む
範囲において、Ｆを５％配合すれば、溶融温度を１２５
０℃程度まで低下させることができ、さらに３０％配合
した場合には、溶融温度は１０５０℃程度まで低下す
る。したがって、Ｆは５〜３０％配合するのが望まし
い。Ｆの５〜３０％をＣａＦ2 に換算すると約１０〜６
０％となる。配合する形態としては蛍石、フッ化ナトリ
ウム等、通常用いられているもので良い。
Ｏ2 三元系組成で、フッ素化合物としてのＦ添加は、パ
ウダの溶融温度の低下効果がある。Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2
Ｏ3の比を０．５〜２．５、ＳｉＯ2 を１５％以下含む
範囲において、Ｆを５％配合すれば、溶融温度を１２５
０℃程度まで低下させることができ、さらに３０％配合
した場合には、溶融温度は１０５０℃程度まで低下す
る。したがって、Ｆは５〜３０％配合するのが望まし
い。Ｆの５〜３０％をＣａＦ2 に換算すると約１０〜６
０％となる。配合する形態としては蛍石、フッ化ナトリ
ウム等、通常用いられているもので良い。
【００３４】Ｎａ2 ＯおよびＭｇＯは、必要に応じて配
合する化合物である。Ｎａ2 Ｏは低融点の酸化物であ
り、逆に、ＭｇＯは高融点の酸化物である。ところで、
本発明のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＦ2 系を基本成分と
するパウダにおいて、上述のとおりにＦ５〜３０％、Ｓ
ｉＯ2 １５％以下を含有するパウダの溶融温度は、だい
たい１０５０〜１２５０℃になるが、配合によっては、
若干この温度範囲から外れる場合がある。
合する化合物である。Ｎａ2 Ｏは低融点の酸化物であ
り、逆に、ＭｇＯは高融点の酸化物である。ところで、
本発明のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 −ＣａＦ2 系を基本成分と
するパウダにおいて、上述のとおりにＦ５〜３０％、Ｓ
ｉＯ2 １５％以下を含有するパウダの溶融温度は、だい
たい１０５０〜１２５０℃になるが、配合によっては、
若干この温度範囲から外れる場合がある。
【００３５】つまり、パウダの溶融温度を上昇、または
低下させることが必要な場合があり、そのときには状況
に応じてＮａ2 Ｏ、ＭｇＯを添加すればよい。これによ
り溶融温度を自由に調整することが容易になる。配合す
る量は、それぞれ２％程度で効果が得られはじめる。１
０％までの範囲で目標とする溶融温度になるように調整
するのがよい。１０％を超えて配合すると溶融温度は、
それぞれ上記の上限、下限の適正温度を外れるようにな
る。したがって、配合する場合には、それぞれ２〜１０
％の範囲が望ましい。
低下させることが必要な場合があり、そのときには状況
に応じてＮａ2 Ｏ、ＭｇＯを添加すればよい。これによ
り溶融温度を自由に調整することが容易になる。配合す
る量は、それぞれ２％程度で効果が得られはじめる。１
０％までの範囲で目標とする溶融温度になるように調整
するのがよい。１０％を超えて配合すると溶融温度は、
それぞれ上記の上限、下限の適正温度を外れるようにな
る。したがって、配合する場合には、それぞれ２〜１０
％の範囲が望ましい。
【００３６】パウダの粘度は、ＣａＦ２ 含有率等によ
り調整され、ＣａＦ２ 含有率が多いと、粘度は下が
る。この粘度は、たとえば丸鋳片を、溶鋼を電磁撹拌し
ながら鋳造する場合、高い方がよい。粘度を高くするこ
とにより、溶融パウダの流動が抑制され鋳型内壁付近の
溶融スラグ厚みが確保でき、未溶融パウダの巻き込み防
止に対して有効であるからである。粘度の下限は、１３
００℃で２．５ｐｏｉｓｅとする。また、上限は１０ｐ
ｏｉｓｅでこれを超すと潤滑性が悪くなり、操業に支障
がでる。したがって、１３００℃での粘度は２．５〜１
０ｐｏｉｓｅとする。
り調整され、ＣａＦ２ 含有率が多いと、粘度は下が
る。この粘度は、たとえば丸鋳片を、溶鋼を電磁撹拌し
ながら鋳造する場合、高い方がよい。粘度を高くするこ
とにより、溶融パウダの流動が抑制され鋳型内壁付近の
溶融スラグ厚みが確保でき、未溶融パウダの巻き込み防
止に対して有効であるからである。粘度の下限は、１３
００℃で２．５ｐｏｉｓｅとする。また、上限は１０ｐ
ｏｉｓｅでこれを超すと潤滑性が悪くなり、操業に支障
がでる。したがって、１３００℃での粘度は２．５〜１
０ｐｏｉｓｅとする。
【００３７】次に、本発明の連続鋳造方法について説明
する。本発明のパウダは、とくにＭｎ含有率が０．５％
以上の高マンガン鋼を連続鋳造するのに適している。
する。本発明のパウダは、とくにＭｎ含有率が０．５％
以上の高マンガン鋼を連続鋳造するのに適している。
【００３８】前述のとおり、とくに高マンガン鋼の連続
鋳造に際し、気泡性欠陥が起こる原因は、鋳型内の溶鋼
のメニスカス近傍において発生したＣＯガスが、凝固殻
に捕捉されて鋳片表面の気泡性欠陥となることである。
そのＣＯガス発生のメカニズムは、溶鋼中の［Ｍｎ］
と、鋳型内壁と凝固殻との間隙へ巻き込まれた未溶融の
パウダ中または溶融パウダ中のＳｉＯ2 との反応と、引
き続きこのときの反応生成物のＭｎＯと、パウダ中およ
び溶鋼中の炭素との反応でＣＯガスが生成することによ
る。
鋳造に際し、気泡性欠陥が起こる原因は、鋳型内の溶鋼
のメニスカス近傍において発生したＣＯガスが、凝固殻
に捕捉されて鋳片表面の気泡性欠陥となることである。
そのＣＯガス発生のメカニズムは、溶鋼中の［Ｍｎ］
と、鋳型内壁と凝固殻との間隙へ巻き込まれた未溶融の
パウダ中または溶融パウダ中のＳｉＯ2 との反応と、引
き続きこのときの反応生成物のＭｎＯと、パウダ中およ
び溶鋼中の炭素との反応でＣＯガスが生成することによ
る。
【００３９】したがって、この現象は、鋼のＭｎ含有率
が高い場合に起こりやすく、０．５％以上の含有率で顕
著である。前述のとおり、反応メカニズムから考えて、
もっとも好ましいのは、パウダ中のＳｉＯ2 を低減する
ことであり、本発明ではパウダ中のＳｉＯ2 の低減を図
ったので、本発明のパウダを用いる場合には、Ｍｎ含有
率０．５％以上の鋼を気泡性欠陥の発生なく鋳造するこ
とが可能である。
が高い場合に起こりやすく、０．５％以上の含有率で顕
著である。前述のとおり、反応メカニズムから考えて、
もっとも好ましいのは、パウダ中のＳｉＯ2 を低減する
ことであり、本発明ではパウダ中のＳｉＯ2 の低減を図
ったので、本発明のパウダを用いる場合には、Ｍｎ含有
率０．５％以上の鋼を気泡性欠陥の発生なく鋳造するこ
とが可能である。
【００４０】
【実施例】湾曲型連続鋳造機において、表１に示す化学
組成の高マンガン鋼を対象に、表２に示す本発明例のパ
ウダ１１種類と比較例としてのパウダ４種類を用いて、
鋳造速度２．０ｍ／分で連続鋳造することにより、断面
形状が直径３００ｍｍの丸鋳片を製造した。得られた鋳
片の表面を調査し、発生した気泡性欠陥の個数の合計か
ら、各パウダの性能を評価した。
組成の高マンガン鋼を対象に、表２に示す本発明例のパ
ウダ１１種類と比較例としてのパウダ４種類を用いて、
鋳造速度２．０ｍ／分で連続鋳造することにより、断面
形状が直径３００ｍｍの丸鋳片を製造した。得られた鋳
片の表面を調査し、発生した気泡性欠陥の個数の合計か
ら、各パウダの性能を評価した。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】表２において、本発明例１〜９の９種類の
パウダは、基本組成のＣａＯ、Ａｌ 2 Ｏ3 およびＣａＦ
2 を配合したパウダであり、その中で本発明例１〜４
は、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比の値を０．７〜２．１
まで変化させ、本発明例５〜７は、Ｆ含有率を８．０〜
２６．０％まで変化させ、また本発明例８、９はＳｉ０
2 の含有率を８〜１２％まで、それぞれ本発明で規定す
る範囲内で変化させて、その影響を見たものである。Ｎ
ａ2 Ｏ、ＭｇＯは配合せず、不可避的に含有される重量
％を示している。本発明例１０、１１の２種類は、基本
組成にＮａ2 ＯとＭｇＯの一方または両方を配合させ、
溶融温度を調整し、その影響を見たものである。
パウダは、基本組成のＣａＯ、Ａｌ 2 Ｏ3 およびＣａＦ
2 を配合したパウダであり、その中で本発明例１〜４
は、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比の値を０．７〜２．１
まで変化させ、本発明例５〜７は、Ｆ含有率を８．０〜
２６．０％まで変化させ、また本発明例８、９はＳｉ０
2 の含有率を８〜１２％まで、それぞれ本発明で規定す
る範囲内で変化させて、その影響を見たものである。Ｎ
ａ2 Ｏ、ＭｇＯは配合せず、不可避的に含有される重量
％を示している。本発明例１０、１１の２種類は、基本
組成にＮａ2 ＯとＭｇＯの一方または両方を配合させ、
溶融温度を調整し、その影響を見たものである。
【００４４】比較例１２、１３のパウダ２種類は、従来
用いられている一般的な組成のパウダで、ＳｉＯ2 含有
率が３０〜３５％程度である。比較例１４、１５の２種
類は、ＳｉＯ2 含有率は１５％以下で本発明で規定する
範囲内であるが、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 が０．３およ
び３．１で、本発明で規定する範囲の下限と上限を超え
ているパウダである。
用いられている一般的な組成のパウダで、ＳｉＯ2 含有
率が３０〜３５％程度である。比較例１４、１５の２種
類は、ＳｉＯ2 含有率は１５％以下で本発明で規定する
範囲内であるが、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 が０．３およ
び３．１で、本発明で規定する範囲の下限と上限を超え
ているパウダである。
【００４５】表３には、これらの本発明例および比較例
のパウダを用いて鋳造し、得られた鋳片表面品質の評価
指標を示す。表４には、気泡性欠陥の発生頻度と鋳片表
面品質の評価指標との関係を示す。
のパウダを用いて鋳造し、得られた鋳片表面品質の評価
指標を示す。表４には、気泡性欠陥の発生頻度と鋳片表
面品質の評価指標との関係を示す。
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】本発明例１〜４のパウダを用いた場合は、
Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比が、本発明で規定する範囲
内であるので、鋳片の気泡性欠陥が少なく極めて良好で
あった。しかし、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比が２．１
と若干高い本発明例４の場合は、鋳片評価がＢとなって
おり、本発明例１〜３の方が良好であった。
Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比が、本発明で規定する範囲
内であるので、鋳片の気泡性欠陥が少なく極めて良好で
あった。しかし、Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の比が２．１
と若干高い本発明例４の場合は、鋳片評価がＢとなって
おり、本発明例１〜３の方が良好であった。
【００４９】また、本発明例４の溶融温度は、１２５０
℃をわずかに超えて１２６４℃となっているため、鋳片
の評価はＢであった。それに対してＮａ2 Ｏ、Ｍｇ０を
配合して、溶融温度を調整した本発明例１１のパウダを
用いた鋳片の評価は最良であった。
℃をわずかに超えて１２６４℃となっているため、鋳片
の評価はＢであった。それに対してＮａ2 Ｏ、Ｍｇ０を
配合して、溶融温度を調整した本発明例１１のパウダを
用いた鋳片の評価は最良であった。
【００５０】Ｆ含有率の影響を８．０〜２６．０％の範
囲で調査した本発明例５〜７のパウダの結果では、Ｆ含
有率の増加とともにパウダ粘度が下がっている。Ｆを２
６．０％含む本発明例７の粘度は、２．５ｐｏｉｓｅで
あり、やや低めであった。ただし、いずれも鋳片評価は
最良で、本発明で規定する範囲内のＦ含有率であれば気
泡性欠陥のない鋳片が得られることが確認された。
囲で調査した本発明例５〜７のパウダの結果では、Ｆ含
有率の増加とともにパウダ粘度が下がっている。Ｆを２
６．０％含む本発明例７の粘度は、２．５ｐｏｉｓｅで
あり、やや低めであった。ただし、いずれも鋳片評価は
最良で、本発明で規定する範囲内のＦ含有率であれば気
泡性欠陥のない鋳片が得られることが確認された。
【００５１】本発明例８、９のパウダにおいて、ＳｉＯ
2 含有率の影響を調査した。ＳｉＯ2 の増加とともに、
溶融温度は下がっているが、本発明で規定するＳｉＯ2
範囲の上限に近い１２．０％の本発明例９を用いた鋳片
の評価はＢに下がっている。これは、気泡性欠陥が若干
起こっていることによる。
2 含有率の影響を調査した。ＳｉＯ2 の増加とともに、
溶融温度は下がっているが、本発明で規定するＳｉＯ2
範囲の上限に近い１２．０％の本発明例９を用いた鋳片
の評価はＢに下がっている。これは、気泡性欠陥が若干
起こっていることによる。
【００５２】本発明例１０のパウダは、本発明例２の化
学組成にＮａ2 Ｏを配合したものである。このパウダで
は期待どおりに溶融温度が下がっており、このパウダを
用いた鋳片の評価も良好である。
学組成にＮａ2 Ｏを配合したものである。このパウダで
は期待どおりに溶融温度が下がっており、このパウダを
用いた鋳片の評価も良好である。
【００５３】比較例１２、１３のパウダ２種類は、Ｓｉ
Ｏ2 含有率が３０〜３５％と多いため、鋳片に気泡性欠
陥が多く発生し、鋳片表面の評価はＤ〜Ｅと悪かった。
比較例１４、１５のパウダ２種類は、溶融温度が１３０
０℃以上と高温になりすぎて、連続鋳造の試験に使用で
きなかった。
Ｏ2 含有率が３０〜３５％と多いため、鋳片に気泡性欠
陥が多く発生し、鋳片表面の評価はＤ〜Ｅと悪かった。
比較例１４、１５のパウダ２種類は、溶融温度が１３０
０℃以上と高温になりすぎて、連続鋳造の試験に使用で
きなかった。
【００５４】
【発明の効果】本発明のパウダは、鋳片に気泡性欠陥が
発生しやすいＭｎ含有率０．５％以上の高マンガン鋼
を、比較的小さな断面積の鋳片に高速で連続鋳造するの
に好適である。本発明のパウダを用いることにより、良
好な潤滑性を維持しつつ、表面品質の良好な鋳片を製造
することが可能である。
発生しやすいＭｎ含有率０．５％以上の高マンガン鋼
を、比較的小さな断面積の鋳片に高速で連続鋳造するの
に好適である。本発明のパウダを用いることにより、良
好な潤滑性を維持しつつ、表面品質の良好な鋳片を製造
することが可能である。
【図１】パウダ中ＳｉＯ2 含有率と鋳造中の溶融パウダ
中ＭｎＯ含有率の上昇量との関係を示す図である。
中ＭｎＯ含有率の上昇量との関係を示す図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−185195（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−258343（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−85404（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−318087（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/108 B22D 11/00 C21C 7/076
Claims (2)
- 【請求項１】ＣａＯ、Ａｌ２ Ｏ３ およびフッ素化合
物を基本成分とする鋼の連続鋳造用モールドパウダであ
って、下記（１）式で表されるＴ．ＣａＯとＡｌ２ Ｏ
３の重量％の比「Ｔ．ＣａＯ／Ａｌ２ Ｏ３ 」が、
０．５〜２．５で、ＳｉＯ２を１５重量％以下、フッ素
化合物としてのＦを５〜３０重量％、Ｎａ２ Ｏを０〜
１０重量％、ＭｇＯを０〜１０重量％含有し、溶融パウ
ダの１３００℃における粘度が２．５〜１０ｐｏｉｓｅ
であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドパウ
ダ。 Ｔ．ＣａＯ（重量％）＝ＣａＯ（重量％）＋ＣａＦ２（重量％） ×（５６／７８）・・・（１） ただし、ＣａＦ２（重量％）＝Ｆ（重量％）×（７８／
３８）である。 - 【請求項２】請求項１に記載のモールドパウダを用いる
ことを特徴とするＭｎ含有率が０．５重量％以上である
鋼の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06803498A JP3271578B2 (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 鋼の連続鋳造用モールドパウダおよび連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06803498A JP3271578B2 (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 鋼の連続鋳造用モールドパウダおよび連続鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11267803A JPH11267803A (ja) | 1999-10-05 |
| JP3271578B2 true JP3271578B2 (ja) | 2002-04-02 |
Family
ID=13362122
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06803498A Expired - Fee Related JP3271578B2 (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 鋼の連続鋳造用モールドパウダおよび連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3271578B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4725133B2 (ja) * | 2005-03-02 | 2011-07-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の連続鋳造用モールドパウダー |
| CN104607608B (zh) * | 2015-01-29 | 2017-02-22 | 中南大学 | 一种汽车用中锰钢保护渣及其应用 |
| CN112828253B (zh) * | 2021-01-06 | 2022-08-16 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高锰钢用连铸保护渣 |
-
1998
- 1998-03-18 JP JP06803498A patent/JP3271578B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11267803A (ja) | 1999-10-05 |
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